2. A SZAKIRODALOM ÁTTEKINTÉSE
7.2 N B (C,N) ERŐSÍTÉSŰ KOMPOZIT ELŐÁLLÍTÁSI KÍSÉRLETEK ELŐZETES N B / FERRO -N B ÖTVÖZÉSSEL
7.2.4 Nitridálható és nem nitridálható acélon ferro-Nb részecskékkel végzett LMI majd karbonitridálási
majd karbonitridálási kísérletek
Ezeket a kísérleteket az előző két alfejelezetben bemutatott eredmények alapján tervez- tem meg. A karbonitridálást megelőző lépésként a réteg Nb tartalmát ferro-Nb injektálásával növeltem meg, kiválasztva azokat az ötvözési paramétereket, mellyel elegendő Nb tartalmú réteget tudok előállítani. A kísérleteket nitridálható alapanyagon végeztem (16MnCr5, N jelű minták), amihez összehasonlításként egy olyan acéltípust választottam, ami nem tartalmaz nitridképző ötvözőt, azaz Cr-ot (S235J, S jelű minták). Az LMI kísérletek során az alkalmazott technikai paramétereket a 7.7 táblázatban (1. sz. melléklet) mutatom be. A mintákat a táblázat- ban bemutatott feltételek mellett karbonitridáltuk, melyek megegyeztek az előző fejezetben alkalmazott feltételekkel. Fontosabb paraméterek: a karbonitridálás hőmérséklete 560°C volt, a kezelés időtartama 12 óra. Az alkalmazott gázkeverék összetétele: 250 l/h NH3, 10 l/h CO2, 50 l/h N2. A minták szövetszerkezetét optikai mikroszkóppal és pásztázó elektronmikroszkóp (SEM) segítségével, kémiai összetételét pedig energiadiszperz röntgen (EDS) analizátorral vizsgáltam. Mértem a kialakult réteg mikrokeménységét, majd a kezet felületeken koptató vizsgálatokat végeztem.
A Nb ötvözés hatását a nitridálható és nem nitridálható acél tuljadonságaira azokon a kísérleti mintákon vizsgáltam, amelyeket karbonitridáltam, de előzetesen Nb-mal nem ötvöztem. Az N (16MnCr5) és az S (S235J) jelű minta keresztmetszetéről készült fénymikroszkópos felvétel a 7.30a és b ábrán látható, a felülettől mért keménység eloszlás a mélység függvényében a 7.30c ábrán. Mind a nitridálható, mind a nem nitridálható acél felületén, a sötétre maratott szövetké- pen jól elkülönülő ~10µm vastagságú vegyületi réteg alaklult ki. A karbonitridálást követően a nitridálható acél keménysége a karbonitridálás hatására 650 HV0,5, a nem nitridálható acél 480 HV0,5 keménységet ért el.
a) b) c)
7.30 ábra: Az a) N és az b) S jelű minta keresztmetszetéről készült fénymikroszkóp felvétel, c) Az N és az S jelű minták mikrokeménysége a mélység függvényében
A Nb-mal ötvözött minták közül a 2N10 és a 2S10 jelű minta metszetének szövetképét mutatja a 7.31a és b ábra, a szövetképek mellett a rétegek Nb és N tartalma látható a mélység függvé- nyében (7.31c, d ábra).
0 200 400 600 800 1000 1200
0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600 650 700
HV0,5
Felülettől mért távolság ( µm)
S235J 16MnCr5
96
a) c)
b) d)
7.31ábra: a) 2N10 és b) a 2S10 jelű minta fénymikroszkópos képe (maratás: Nitál 2%) c) a 2N10 jelű minta kémiai összetétele a mélység függvényében, d) 2S10 jelű minta kémiai
összetétele a mélység függvényében
A Nb-mal ötvözött nitridálható és nem nitridálhható acélban mért s N eloszlás azt mutatja, hogy a karbonitridálás során kb. 200 mikrométer mélységig diffundált a rétegbe. A Nb tartalom a korábbi kísérletek eredményeivel megegyezően alakultak. A mérési eredmények szerint a Nb-mal ötvözött réteg mélysége kb. hétszerese a N behatolási mélységének. Ez azt jelenti, hogy a karbonitridált réteget egy nagyobb szilárdságú réteg támasztja meg, ami a réteg tehervi- selő képességének szempontjából kedvező. Ezt a megállapítást a 7.37-es ábrán található ke- ménységi eloszlások is igazolnak. A Nb tartalomra vonatkozó mélységi profilon tapasztalható kiugró értékek okának tisztázása érdekében a rétegről kis nagyításban elemeloszlás térképeket is készítettem, amelyeket a 7.32ábra mutat.
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10
[m/m%]
Mélység (µm)
N Nb
2N10
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9
10 2S10
[m/m%]
Mélység (µm)
N Nb
97 Nb-térkép
a)
N-térkép b)
C-térkép c)
7.32 ábra: A 2N10 jelű minta röntgen térképe a) a Nb-ra vonatkozóan b) a N-re vonatkozóan c) a C-ra vonatkozóan
A Nb eloszlást mutatató 7.32a felvétel jellegét tekintve megyegyezik a 7.31a ábra fénymik- roszkópos felvételével, ami azt mutatatja, hogy a szövet maródása közvetlen összefüggésben van a Nb tartalom eloszlásával. A Nb tartalom által kirajzolt áramlási kép a lézersugaras keze- lés során kialakuló Marangóni áramlás következménye. A C –és N– re vonatkozó elemzés tér- képe a várakozásnak megfelelően egyértelműen bizonyítja a két elemnek a felületközeli dúsu- lását, majd a mélység irányban a csökkenését.
a) Nb-térkép
98 b) Nb-C térkép
7.33 ábra: A 2S10 jelű minta röntgen térképe a) a Nb-ra vonatkozóan b) a Nb-C-ra vonatkozó- an c) a N-re vonatkozóan d) a C-ra vonatkozóan
A nem nitridálható (2S10) nióbiummal ötvözött, majd karbonítridált réteg ilyen jellegű, de részlesebb vizsgálatát a 7.34 ábrán mutatom be. A kisebb nagyítású felvétel alapján a Nb tarta- lomra ugyanaz a megállapítás tehető, mint ami a nitridálható acélra volt érvényes. A nagyobb nagyítású felvétel, amely a 7.34b,c ábrán látható, egyértelműen bizonyítja, hogy az ötvöző karbonitrid kiválásai a ferrit szemcsehatárai mentén alakultak ki, mintegy kirajzolva a ferrites alapanyag krisztallitjainak kontúrjait.
A továbbiakban a nitridálható és a nem nitridálható acélon kialakult réteg jellegzetes zónáiban megjelent fázisokat vizsgáltam. Részletesen vizsgáltam mindkét minta felületi zónáját, vagyis a vegyület réteget, majd a vegyületi réteg és a diffizós zóna határát, végül pedig a diffúziós zónát a felülettől mért ~40 µm mélységben. A 7.34a és 7.35a ábrán a vizsgált területek helyét muta- tom be, illetve a 7.34b,c,d és 7.35b,c,d ábrákon az egyes helyekről készített nagyobb nagyítású felevételeket. Ezeken a felvételeken számokkal jelöltem a pont- illetve területelemzések helye- it, melyeknek eredményeit a felvételek alatt táblázatban összesítettem.
c) N-térkép d) C-térkép
99 a)
b) c) d)
[m/m%] Fe C N Nb Cr
19(terület) 62,39 8,91 10,13 16,18 0,49
[m/m%] Fe C N Nb Cr
1(pont) 76,68 4,69 5,07 11,63 0,77 2(pont) 58,32 35,08 3,05 - 0,72 3(pont)
3(terület)
78,90 72,59
4,72 7,84
6,02 7,57
15,45 17,17
0,69 0,63 4(pont) 88,29 4,46 3,56 2,60 0,74 5(pont) 66,74 4,33 5,49 19,05 0,42
[m/m%] Fe C N Nb Cr Al
6(pont) 74,67 4,39 6,13 12,65 0,66 - 7(pont) 41,78 15,28 5,85 15,99 0,49 17,08 8(pont) 33,74 16,56 4,94 43,69 0,25 - 9(pont) 19,28 18,70 1,63 58,14 0,29 - 10(pont) 89,92 4,20 1,08 2,50 0,84 -
7.34 ábra: A 2N10 jelű minta a) kis nagyítású felvétele a vizsgált területekkel jelölve b) vegyületi rétege nagyobb nagyítású felvétele c) vegyületi réteg és a diffúziós zóna határa, d) diffúziós zóna
100 7.35 ábra: A 2S10 jelű minta a) kis nagyítású felvétele a vizsgált területekkel jelölve b) vegyületi rétege nagyobb nagyítású felvétele c) vegyületi
réteg és a diffúziós zóna határa, d) diffúziós zóna a)
b) c) d)
m/m%] Fe C N Nb Cr
18(terület) 83,67 7,70 4,10 2,68 -
[m/m%] Fe C N Nb Cr
14(terület) 84,46 7,50 4,74 2,03 - 15(pont) 90,43 3,85 1,06 2,59 - 16(pont) 83,82 6,74 4,24 3,19 - 17(pont) 60,88 8,50 7,59 21,02 -
[m/m%] Fe C N Nb Cr
11(pont) 47,71 14,93 0,61 35,24 - 12(pont) 87,07 4,25 5,88 1,79 -
101 A vegyületi réteg alatt található diffúziós zónában a szemcsékhatárokon található kiválások a szemcsék közepén mért elemzésekhez viszonyítva magasabb Nb, N, C értéket mutatnak, amik feltehetően Nb(C,N) kiválások. A pontelemzéseknél megjelenő Fe a kiválás környezetéből adódik. Az elemzések szerint a Cr tartalmú (0,8-1,1m/m%) nitridálható acélon létrehozott kompozitrétegében (2N10 minta) Cr-nitridet, illetve Cr-karbidot nem mutattam ki, ami azt jelenti, hogy a Nb jelenléte miatt a C és a N a Nb-mal képez karbonitrideket. Ezt a megállapítást alátámasztja a 7.8 táblázatban szerepő adatok, mely szerint a Nb standard képződési entalpiája szobahőmérsékleten negatívabb, mint a Cr ugyanezen értékei mind a nitridre és karbidra vonatkozóan [Kaptay, 1998].
7.8 Táblázat: A Nb-, a Cr- nitrid és -karbid standard képződési entalpiája (kJ/mol) 298 K-en [Kaptay, 1998]:
Fém Nitrid Karbid
Nb -235 -139
Cr -117 -55
A kísérleti minták felületén mért mikrokeménység értékeket a 7.36 ábrán mutatom be. A diagramból leolvasható, hogy az S-jelű mintákon belül a keménységek értékeiben a Nb ötvözöttség mértéke nem mutat jelentősebb eltérést, míg az N-jelű mintáknál ̶ azonos teljesítmény mellett ̶ a Nb ötvözöttségével a keménység kis mértékben nő. Ez a növekedés a 1,5 kW lézersugár teljesítmény mellett nagyobb mértékű: 1,5N5: 892 HV0,5 1,5N10:
1092HV0,5.
7.36 ábra: A nitridálható és a nem nitridálható acélminták felületén mért mikrokeménység értékek eltérő teljesítmény és Nb ötvözöttség függvényében
A 4-4db, eltérő paraméterekkel létrehozott kísérleti minta mikrokeménysége a mélység függvényében a 7.37 ábrán látható. A nitridálható acél esetén az alapfém keménysége 261 HV0,5, ami a létrehozott kompozitrétegben a felülettől mért kb. 100-150 µm mélységben eléri az 1000-1170HV0,5 értéket. A nem nitridálható acél esetén az alapfém keménysége 233HV0,5-ről 900-1000HV0,5-re nő. A rétegek keménységi adatai szerint a 100-150 µm-
102 nél mélyebb rétegekben, egészen 1200-1400 µm mélységig (összhangban a Nb-mal való ötvözés mélységével) a keménység 300-400 HV0,5 közötti. Ez a nagyobb szilárdságú réteg mintegy támasztékul szolgál a karbonitridált kéregnek.
a)
b)
c) d)
7.37ábra: Az N -és az S-jelű minták keménység eloszlása a mélység függvényében, a) az 1,5S5 és az 1,5N5 minta keménység eloszlása a mélység függvényében, b) az 1,5S10 és az 1,5N10 minta keménység eloszlása a mélység függvényében, c) az 2S5 és az
2N5 minta keménység eloszlása a mélység függvényében, d) az 2S10 és az 2N10 minta keménység eloszlása a mélység függvényében
Az előzetes ferro-Nb felületötvözési majd karbonitridálási kísérletek eredményeinek alapján az alábbi lényeges megállapításokra jutottam:
- ferro-Nb részecskékkel végzett lézersugaras ötvözési kísérletek szerint, a technikai paraméterekkel szisztematikus összefüggésben 1-4 m/m% Nb beötvöződést lehet elérni,
- az acél ferrites állapotában végzett karbonitridálás során a karbonitrid-réteg 0,02mm nagyságrendnyi vastagsága miatt az átolvasztott réteg vastagságának
0 250 500 750 1000 1250 1500 1750
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
HV0,5
Mélység (µm)
1,5S5 1,5N5
0 250 500 750 1000 1250 1500 1750
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
HV0,5
Mélység (µm)
1,5S10 1,5N10
0 250 500 750 1000 1250 1500 1750
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
HV0,5
Mélység (µm)
2S5 2N5
0 250 500 750 1000 1250 1500 1750 2000
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
HV0,5
Mélység (µm)
2S10 2N10
103 nincs meghatározó szerepe, hiszen az általában két nagyságrenddel nagyobb, vagyis mm-es vastagságú,
- a Nb ötvözés hatására a karbonitridált réteg alatt nagyobb szilárdságú támasztóréteg alakul ki,
- ferro-Nb-mal való lézersugaras felületötvözés egyaránt alkalmas lehet eredetileg nem nitridálható vagy nitridálható acélból készült, nitridált, de haszálat közben kopott alkatrészek nitridálhatóvá tételére, illetve újbóli nitridálására.
- az alkatrész felületének lézersugaras ötvözésekor a munkadarab felülete elveszti eredeti állapotát, a lézersugár által megolvasztott sávok felülete kissé hullámossá teszik azt. Ezért a karbonitridálás előtt a felületetcélszerű köszörülni. A köszörülést a FeNb-val való ötvözés során felvett anyagmennyiség, illetve a karbonitridálás során fellépő fajtérfogat-növekedés lehetővé teszi.
Koptató vizsgálatok eredményei a 2N10 és a 210 jelű mintákon
A 2N10 és a 210 jelű minta kopási nyoma 7.38a és b ábrán látható. A rétegek kopási tulajdonságainak vizsgálatakor azt tapasztaltam, hogy a koptatáshoz használt csapágygolyó nagyobb mértékben kopott, mint a Nb-mal előzetesen ötvözőtt majd karbonitridált réteg. A kopott golyóról készült felvétel a 7.40c ábra mutatja. A vizsgálatok eredményei irányadónak tekinthetők.
a) b) c)
7.38 ábra: A a) 2N10 és a b) 210 jelű minta kopási nyoma, c) koptatáshoz használt csapágygolyó
104 8 Összefoglalás, kitekintés
Phd dolgozatomban fémmátrixú, mikro-illetve nano méretű kerámiarészecskékkel erősí- tett felületi kompozitrétegek lézersugaras technikával való előállításával foglalkoztam. A lézersugaras technikával létrehozott felületi kompozitréteg előállítására elvileg két lehetőség van és e két lehetőségen belül is kétféle technológiai változat lehetséges. Kompozitréteg létrehozásának két esetét lényegében az különbözteti meg, hogy az erősítő kerámiarécsecske külső forrásból, ”készen” jut be a kompozitrétegbe, vagy ott – valamilyen kémiai reakció eredményeképpen - képződik. Az első esetben diszpergálásról, míg a másodikban „in situ”
eljárásról beszélünk.
Mindkét eljárás megvalósítható egy vagy két lépésben. Az egylépéses eljárás során magukat a kerámia récsekéket vagy azok képződéséhez szükséges komponenseket közvetlenül a lé- zersugár által megolvasztott alapanyag olvadéktócsájába jutattjuk. A kétlépeses technológia alkalmazásakor az erősítő részecskéket vagy azok létrehozásához szükséges anyagokat – melyek lehetnek, elemi vagy vegyületi formában- először felvisszük a felületre, majd ezt követően lézersugár segítségével az alapanyagot lokálisan megolvasztjuk.
PhD-dolgozatomban – annak kísérleti részében- a felületi kompozitréteg egylépéses in situ reakción alapuló létrehozásával, illetve a kétlépéses technológia egy speciális és új- szerű változatát tanulámányoztam, mely utóbbira az a jellemző, hogy a kerámiarészecskék fémes komponensét lézersugaras ötvözéssel, míg a nemfémes komponensét a lézersugaras ötvözés után – szilárd állapotban lejátszódó növelt hőmérsékletű alapanyag/gáz reakció eredményeképpen jutattam be az ötvözött rétegbe.
Bár a két alapvető eljárás közül – amint az a szakirodalom elemzése alapján kiderült- disz- pergálással nem hozható létre nano- illetve mikrométeres kerámia részecskékkel erősített kompozitréteg, ennek az eljárásnak az elemzése is lényeges következetetésekre vezet az in situ eljárás szempontjából.
Diszpergáláskor a kompozitréteg kialakulását lényegében 3 csoport tényezői szabják meg:
1. az erősítőfázis kötéstípusa, sűrűsége és mérete, 2. az olvadék sűrűsége és felületi feszültsége, valamint
3. az olvadék és a részecske kölcsönhatását jellemző nedvesítés.
Ezeknek a jellemzőknek a figyelembevételével az olvadékba bemerülő legkisebb részecs- keméret (rkr ) értékére nézve több modell is ismert az irodalomból [Kaptay, 1996 és Vreeling, 2000]. Az rkr meghatározására szolgáló mindkét összefüggésben a fent felsorolt anyagi jellemzők szerepelnek.
Erősítőfázisként karbidokat, oxidokat, boridokat és nitrideket diszpergálhatunk. Ezeknek a fegyületeknek a kötéstípusát a 8.1 ábrán mutatom be. Látható, hogy a karbidok kötése fé- mes, az oxidok és a boridok kötés típusa ionos, valamint a nitridek kovelens kötésűek.
105 8.1 ábra: Az erősítőfázis lehetséges kötéstípusai
A kötéstípus, annak irányított vagy nem irányított jellege megszabja az erősítő fázis kris- tályszerkezetét és ezen keresztül fizikai jellemzőit, pl. az oxidok esetében, amelyek tisztán ionos kötésűek, szoros kapcsolat van a sűrűség és az oxigén ion / fém kation aránya között, illtve a fém kation atomsúlya között. Ezt az összefüggést személteti a 8.2a és b ábra.
a)
b)
8.2 ábra: A fém-oxidok sűrűsége az oxigén ion / fém kation arány függvényében A sikeres beépüléshez az erősítő részecske és az olvadék közötti nedvesítési szög, valamint az olvadék felületi feszültsége is meghatározó szerepet játszik. A 8.3 ábrán például acélol- vadékra (7,0 g/cm3) nézve különböző kötéstípusú részecskékre vonatkozó rkr és a nedvesíté- si szög () közötti kapcsolatot mutatom be. Az ábrán paraméterként a részecske és az olva- dék sűrűségének aránya szerepel (1; 1,5; 2). Az ábrából kiolvasható, ha pl. oxidokra nézve a sűrűség viszonyszám 1, akkor a rkr értéke 40-60 µm közötti, ami azt jelenti, hogy elvileg 80- 120 µm nagyságú részecske juttatható be az olvadékba. Kovalens kötéső kerámia részecs- kéknél még kedvezőtlenebb a helyzet, míg a legkedvezőbb nedvesítési tulajdonságot és eh-
106 hez tartozó rkr értéket a fémes kötéső részecskék, pl. karbidok képviselnek. Az rkr érték fé- mes kötéső részecskéknél 0-40 µm közötti lehet.
8.3 ábra: A szemcsék elsüllyedéséhez szükséges minimális részecskesugár számított függése a peremszögtől (x tengely) és a szemcsék relatív sűrűségétől. A kerámiatípusok (fémes, ionos, kovalens) jellemző peremszög értékei a diagram te- tején látható. (Paraméterek: 45o, v = 10 m/s, = 1,9 J/m2, L = 7000 kg/m3.) Ez az elemzés világosan mutatja, hogy mikro vagy nanoméretű ionos vagy kovalens kötésű erősítő részecskék acélolvadékba nem juttathatók be, azaz velük való diszpergálás nem le- hetséges. Bár a fémes kötésű kerámia részecskék acél olvadékba való bejuttatása lehetséges, de fenáll pl. a karbid részecskék teljes mértékű oldódása. Nano vagy mikroméretű kerámia részecskék egylépéses eljárással való diszpergálásakor azzal a technikai nehézséggel is szembetaláljuk magunkat, mely szerint a poradagoló berendezés 40-80 µm méretű, lehető- ség szerint gömb alakú, úgynevezett folyós por adagolására képes.
Az eddigi megállapítások értelemszerűen érvényesek akkor is, ha az in situ reakción alapuló eljárás során a nemfémes reaktív komponenst vegyület formájában szeretnénk bejuttatni.
Az 8.3 ábra arra is utal, hogy fémes kötésű részecskéknél tökéletes nedvesítés esetén elvileg 0 méretű részecske is bejuttatható az acélolvadékba.
Kisméretű (nano vagy mikrométer méretű) ionos vagy kovalens kötésű részecske viszont csak úgy juttatható be az olvadékba, ha biztosítjuk az ideális nedvesítési feltételeket. Ennek megoldására a jövő kutatási irányaként két módszerrel is végeztem kísérletet [Török, 2013].
Ezek közös jellemzője az, hogy a rossz nedvesítési tulajdonságú oxid részecske felületén fémes kötésű réteget hozunk létre. Az egyik lehetőséget a részecskéknek elektroless eljárás- sal végzett bevonatolása, míg a másik a részecskék részleges redukciója jelentheti.
Előkísérleteim során mindkét módszerrel végeztem kísérleteket, melyek pozitív eredménye- ket szolgáltattak. Az „eletroless” eljárással, nikkellel bevont Fe2O3 és Al2O3 részecskékről és a H2 atmoszférában részlegesen redukált Fe2O3 részecskéről készült felvételeket 8.4 és 8.5 ábrán mutatom be.
107
a) b)
8.4 ábra: Nikkellel bevont Fe2O3 szemcsék fénymikroszkópos felvétele, jobb felső sarokban egy szemcse nagyobb nagyítású képe jelölve a bavonat nagyságát (3,7-7,7µm), b) nikkellel
bevont Al2O3 szemcsék fénymikroszkópos felvétele, jobb felső sarokban egy szemcse na- gyobb nagyítású képe jelölve a bavonat nagyságát (1,3-2,0µm)
Fe [m/m%] O [m/m%]
1 88,82 9,18
2 96,59 2,25
8.5 ábra: H2 atmoszférában részlegesen redukált Fe2O3 részecskékről készült SEM felvétel.
Az 1-es illetve a 2-es pontok elemzése a szemcse belsejében és a külső kérgében A diszpergálással kapcsolatos elméleti és kísérleti eredményeket azért tartottam célszerűnek az összefoglalóban áttekinteni, mert ezeknek az információknak a birtokában a nano vagy mikron méretű részecskékkel erősített kompozitrétegek létrehozásának reális útjai tudatosan megválaszthatók.
A kompozit előálltás másik lehetősége az in situ reakción alapuló előállítási eljárás, mely alapgondolata az, hogy az erősítő kerámia fázist egy cserereakció eredményeként hozzuk létre. A kiindulási fém olvadékba való bejuttatása nem okoz gondot, míg a nemfémes kom- ponenst hordozó anyag részecskéinek az olvadékba való bejutását ugyanazok a törvénysze- rűségek szabják meg, amelyeket a diszpergálás folyamatának elemzésekor már megállapítot- tam. Ezt a megállapítást az is alátámasztja, hogy a legtöbb in situ eljáráson alapuló kompozit előállítási kísérletek karbidokra vonatkoznak. A korábbi karbidokkal végzett kísérleteink során, WC+Ti részecskéket injektáltunk acélolvadékba. Az in situ reakció eredményeként olyan TiC részecskék jöttek létre, amelynek rácsába a W szubsztitúciósan beépült. Az így
108 kialakult (W,Ti)C szemcsék a kiindulási részecskéknél kisebb méretűek, diszeprzitásuk na- gyobb. A kísérletek során az is bebizonyosódott, hogy az így létrehozott kompozitréteg ma- ximális keménységét utólagos hőkezeléssel érte el.
Saját kísérleti munkám során részletesen vizsgáltam a 2:1 mólarányú Al+Fe2O3 között leját- szódó termit reakción alapuló kompozit előállítási eljárást. A vizsgálatok eredményei szerint az Al2O3 erősítésű lézersugaras kompozitelőállítás folyamata a következő szakaszokra bont- ható:
1. szakasz: a lézersugár energiájának folyamatos elnyelődése az acél felületén azt ered- ményezi, hogy acélolvadék tócsa jön létre, amelynek hőmérséklete legalább 1600C.
Az acélolvadék tócsa felületére érkező Al és Fe2O3 részecskék egyedi viselkedésé- nek van meghatározó szerepe. Az Al részecskék akár szilárd, akár folyékony hal- mazállapotúak, gyorsan feloldódnak. A Fe2O3 részecskék az acélolvadék hőmérsék- leténél számottevően kisebb olvadáspontjuk (1475C) következtében megolvadnak és kezdetben szigetszerű salakcseppeket alkotnak. A Fe2O3 részecskék szilárd hal- mazállapotban való beoldódása az olvadékba egyébként sem valószínű. A folyamat lejátszódásnak ebben a szakaszában már a nagy oxigén aktivitású Fe2O3 salakszige- tek metallurgiai értelemben frissítően hatnak az alumínium tartalmú olvadékra, elin- dítva a korrund zárványok olvadékbeli képződését. Annak is megvan a valószínűsé- ge, hogy egy Al részecske egy ilyen salakszigetbe csapódik be és ott lejátszódó ter- mitreakció termékei beoldódnak vagy belekeverednek az acélolvadékba. Ez az első szakasz addig tart, amíg az olvadéktócsa felületén összefüggő, nagy Fe2O3 tartalmú salakréteg ki nem alakul.
2. szakasz: a második szakaszra az a jellemző, hogy a porkeverékkel érkező Al részecs- kék már nem tudnak közvetlenül beoldódni az acélolvadék anyagába, hiszen azt a beérkező Fe2O3 részecskékből álló összefüggő salak fedi. A salakrétegbe becsapódó Al részecskék és a salak anyaga között részben vagy teljes mértékben lejátszódik a termit reakció, melynek eredményeképpen vascseppek, korund és FeAl2O4 fázisok keletkeznek. Az ezen a hőmérsékleten viszonylag kis viszkozítású salakrétegből a vascseppek az acélolvadék anyagával egyesülnek, növelve a kompozitréteg tömegét.
A vascseppek képződésük helyén oxigént vehetnek fel a Fe2O3 tartalmú salakból, mellyel „frissítőleg” hatnak az acélolvadékra.
3. szakasz: erre a szakaszra az jellemző, hogy a salakrétegben keletkező vascseppek a sa- lak növekvő viszkozitása miatt már nem tudnak az acélolvadék felületére eljutni és azzal egyesülni. A folyamatosan érkező porkeverék a már kialakult salakréteg anya- gával lejátszódó reakciók termékeivel annak vastagságát fokozatosan növeli. Ez utóbbi szakasz állapotát személtető vázlat látható a 8.6 ábrán.
109 8.6 ábra: A 2:1 mólarányú Al+Fe2O3 LMI kezelés során stabilizálódott állapotot szemléltető
vázlat
A kísérletek eredményei arra is rámutattak, kiegészítve a diszpergálással kapcsolatos anyag- tudományi megközelítést, hogy az erősítőfázis mennyiségét a nemfémes reaktív komponens oldódásának mértéke is korlátozhatja.
A kísérleti munkám utolsó fázisában az eddigi elméleti megfontolások és kísérleti tapaszta- latok figyelembevételével egy olyan új elgondoláson alapuló kompozit előállítási technoló- giát fejlesztettem ki, amely két lépésből áll:
1. az erősítőfázis fémes komponensének lézersugaras ötvözéséből és 2. a réteg karbonitridálásából áll.
A fenti két lépés mindegyike jól szabályozható, az ötvözés a ferro-Nb tömegáramával, míg a karbonitridálás annak idejével, hőmérsékletével és a közeg nitrogén-potenciáljával tartható kézben.
Az alkatrész eredetileg szferoidites szövetszerkezete nem módosul, hiszen a karbonitridálás hőmérséklete mindig kisebb, mint a megeresztés hőmérséklete. A kidolgozott komplex eljá- rással a nem nitridálható acélok felületén lokálisan kopásálló karbonitrid réteg hozható létre, továbbá a szabványos nitridálható alkatrészek kopott felületei ezáltal javíthatók.
Ezzel a komplex, a nanotechnológiában használt terminológia szerint bottom up eljárás ki- dolgozásával megvalósítottam PhD munkám alapvető célkitűzést: sikerült kidolgoznom nano és mikroméretű kerámia részecskékkel erősített fémmátrixú kompozitot, amely gya- korlatban is széléskörűen alkalmazható.
110 9 Új tudományos eredmények
1. tézis:
A kompozitréteg képződésével járó tömegnövekedésre vonatkozó mkomp mérési adatból ki- indulva és a kompozitréteg erősítőfázisára, az Al2O3-ra vonatkozó térfogathányad 1% körüli értékének figyelembevételével kimutattam, hogy egy C-Mn-acél felületén 2:1 móláranyú Al+Fe2O3 porkeverék lézersugaras injektálásakor létrejövő kompozitréteg mkomp tömegnö- vekedését nemcsak az olvadékban lejátszódó termitreakció termékfázisai - hanem az olva- déktócsát fedő salakban is – legalább részben - lejátszódó termitreakció közben keletkező és az olvadék anyagával egyesülő vascseppek tömege is okozza.
[Janó 2005], [Janó, 2006/7], [Janó, 2007],
2. tézis:
A kompozitréteg Al2O3 részecskék térfogathányadára és ugyanennek a rétegnek az O- tartalmára vonatkozó mérési adatokra támaszkodva kimutattam, hogy az olvadék az Al2O3
részecskék képződéséhez szükséges oxigént nem az olvadékba bejutó Fe2O3 részecskék és az olvadék között lejátszódó reakció során, hanem az olvadék és a salak között lejátszódó transzportfolyamatban veszi fel, hajtóerejét az acélolvadék és a salakfázis közötti nagy oxi- génaktivitásbeli különbség biztosítja. Az olvadék és a salak közötti reakció lehetőségét a Fe2O3–nak az acél tócsa hőmérsékleténél legalább 100C-al kisebb olvadáspontja biztosítja.
[Janó 2005], [Janó, 2006/7], [Janó, 2007],
3. tézis:
Kísérleti úton bizonyítottam, hogy 2:1 móláranyú Al+Fe2O3 porkeverékkel végzett LMI kísérletek során C-Mn-acél felületén létrejövő kompozitréteg mátrixát Fe, az erősítőfázist pedig Al2O3 képezi. Az Fe-O-Al háromalakotós egyensúlyi fázisdiagramból következik, hogy O-felesleg esetén spinell-típusú (Fe2AlO4) erősítőfázis megjelenése is várható, melyre a furatos kísérletek eredményeiből következtetek.
[Janó 2005], [Janó, 2006/7], [Janó, 2007], [Janó, 2013]
111 4. tézis:
Kísérleti úton bizonyítottam, hogy az Fe-O-Al háromalakotós egyensúlyi fázisdiagramból levezethető következtetéseknek megfelelően, a nagy Al felesleget biztosító sűrített levegő atmoszférában végzett lézersugaras AlSi-vel végzett felületötvözés során olyan Al2O3 ré- szecskékkel erősített kompozitréteg jön létre, amelynek mátrixát Fe-Al típusú intermetallikus fázisok alkotják.
[Janó, 2006/2], [Janó, 2007],
5. tézis:
Kísérletileg igazoltam, hogy ferro-Nb-mal végzett lézersugaras felületövözésből és gázkö- zegű karbonitridálásból álló komplex eljárással nem nitridálható acélok felülete lokálisan nitridálhatóvá tehető. Megmutattam, hogy a mintegy 3 m/m% Nb tartalmú ötvözött réteg mélységbeli kiterjedése nagyobb, mint a vegyületrétegből és diffúziós zónából álló nitridált kéregé, így a Nb-mal ötvözött és az alapanyagnál nagyobb keménységű zóna mintegy tá- masztékául szolgál a karbonitridált kéregnek.
[Janó 2012], [Janó 2013/10]
6. tézis:
Energiadiszperzív mikroelemzési eredményekre támaszkodva kísérletileg megmutattam, hogy egy 16MnCr5 típusú acélon ferro-Nb-mal végzett lézersugaras felületövözés és gázkö- zegű karbonitridálás során kialakuló kéreg diffúziós zónájában jelenlévő, legfeljebb 200-300 nm méretű kiválások – a Nb(C, N)-re és a CrN-re vonatkozó képződési szabad entalpiaérté- keknek megfelelően – Nb(C, N)-nek minősülnek.
[Janó 2012], [Janó 2013/10]
112 10 A disszertációval kapcsolatos publikációk
Tézisekhez kapcsolódó publikációk:
[Janó, 2013/10] Janó V.: Kerámiarészecskékkel erősített fémmátrixú felületi nano- és/vagy mikrokompozitok létrehozása kombinált lézersugaras és termokémiai eljárással, IX. Anyagtudományi Konferencia, 2013.10.13- 15. Balatonkenese (megjelenés alatt)
[Janó, 2013] Viktória Janó, Gábor Buza: The role of the displacement reaction in the production of surface composite layer, MATERIALS SCIENCE FORUM 729: pp. 320-325. (2013)
[Janó, 2012] Janó Viktória, Buza Gábor, Szilágyiné Biró Andrea, Tisza Miklós: In situ kompozit rétegek létrehozásának lehetőségei, GTE Hőkezelő Szakosztály, pp. 200-207., ISBN:978-963-9915-48-0 (2012)
[Janó, 2007] V. Janó: Study on the production of metal matrix composite layer by laser melt injection technology, MATERIALS SCIENCE FORUM, Vol.
537-538 pp. 177-184., (2007)
[Janó, 2006/7] Janó V., Buza G., Kálazi Z.: Acélmátrixú Al2O3 Kerámia Kompozit Rétegek Létrehozása Lézeres Porinjektálás Segítségével, GÉP, A Gépipari Tudományos Egyesület Műszaki Foyóirata, LVII. Évfolyam, ISSN 0016-8572 pp. 19-23., (2006/7)
[Janó, 2006/2] V. Janó, G. Buza, Z. Kálazi: Metal Matrix Composite Reinforced Oxide Ceramics, Advanced Manufacturing And Repair Technologies In Vehicle Industry, pp. 83-88., May 10 – May 12, (2006/2)
[Buza, 2006] Buza G., Janó V.: Lézertechnológia szerepe a járműgyártásban: Magyar Autóipar, pp. 22-23., 2006. Május
[Janó, 2005] Janó V., Buza G., Kálazi Z.: Diszperz eloszlású, fémmatrixú kerámia kompozitréteg létrehozása lézersugaras felületkezeléssel, Bányászati és Kohászati Lapok,BKL 138. évf., 3. szám, pp. 39-44., (2005)
[Janó, 2004] Janó V.:Lézerrel vagy vízsugárral? , Műszaki Magazin, III: évf. pp. 51- 53., 3./2004 március
[Kálazi, 2010] Z. Kálazi, V. Janó and G. Buza: In situ produced MMC layer by laser melt injection technology, MATERIALS SCIENCE FORUM, Vol. 649.
pp. 61-66., (2010)
[Janó, 2009] V. Janó, G. Buza, Z. Kálazi: In-situ Metal-composite Layer for Improving Life Time of Valuable Tools by Means of Laser Surface Treatment, Journal of Machine Manufacturing, Vol. XLIX Issue E3-E5 Special Triple Edition, pp. 86-89. (2009)